第39卷第11期2003年11月
理化检验-物理分册
PTCA(PARTA:PHYSICALTESTING)Vol.39 No.11
Nov.2003
试验研究
铸造铝合金组织对力学性能的影响
韩 茵
(成都电力金具总厂,成都610023)
陈诗键
(成都电子科技大学,成都610054)
摘 要:
探讨了用于制造电力金具的ZL101A,ZL102和GZLSi7MgTi三种类型的铸造铝合金
的不同的组织形成机理,并对这三种铸造铝合金的工艺、化学成分、显微组织和力学性能进行了试验、分析和对比,为生产高强度铸造铝合金提供了可供参考的处理工艺。
关键词:铸造铝合金;电力金具;力学性能;金相组织
中图分类号:TG146.2;TG142.1 文献标识码:A 文章编号:1001-4012(2003)11-0555-05
THEEFFECTSOFCASTALUMINIUMALLOY SMICROSTRUCTURE
ONMECHANICALPROPERTIES
HANYin
(ChengduElectricPowerFittingsGroup,Chengdu610023,China)
CHENSh-ijian
(SchoolofMechanicElectronicsEng.UESTC,Chengdu610054,China)
Abstract:DiscussingthereactionmechanismofthreetypesofZL101A、ZL102、GZLSi7MgTiofcastaluminium
alloys;testing,analysisingandcomparingwiththemintheirtechnique,thechemicalcomposition,themicrostructureandthemechnicalproperties,supplyreferencetreatmenttechniqueforproducinghighstrengthcastaluminiumalloys.
Keywords:Castaluminiumalloys;Electricpowerfittings;Mechanicalproperties;Metallographicmicrostructure
1 引言
电力金具是应用于220~750kV甚至以上的高压架空输变电线路及配电装置上的重要金属构件。由于电力运行要求的特殊性,对电力金具的强度及电气性能均有较高要求。生产电力金具的材料有普通优质结构钢、铸造铝合金、可锻铸铁、铜铝合金等,其中铸造铝合金具有良好的力学性能、耐腐蚀性及电气性能的综合优点,且强度高、重量轻、磁损小,导电性能优良,无需热镀锌。笔者对生产中常用的以A-lSi系为基体的ZL101A,ZL102及新材料GZL-Si7MgTi铸造铝合金进行了工艺试验,并对其
收稿日期:2002-05-08
作者简介:韩茵(1965-),女,高级工程师。
化学成分和显微组织对力学性能的影响进行了探讨,以期找到最佳处理工艺,提高用铸造铝合金制成的电力金具产品的质量。
2 试验方法
试验用试样为生产厂试浇的铝合金试棒和产品
两种。将ZL101A,ZL102和GZLSi7MgTi合金试棒或产品分别在铸态、变质处理和热处理状态下进行处理。取3组14个试样,先进行化学成分和力学性能测定,然后在离试棒断口约20mm或试棒两端夹持部位截取金相试样(见图1);产品的金相试样在有代表性或有缺陷部位截取,并分别取横、纵截面取样。在XJG-05型大型卧式光学显微镜上进行显微组织观察。
+Al8FeMg3Si6或共晶反应L (Al)+Si+Mg2Si+Al8FeMg3Si6形成出现的 (Al12Fe3Si)相、 (Al9Fe2Si2)相及四元相Al8FeMg3Si6。当形成此种
图1 试棒取样示意图
Fig.1 Theschematicdrawingofspecimen
共晶体时,合金的熔点降低到544 。当温度下降时,Mg2Si的固溶度明显降低,因此可通过淬火和时效处理提高合金的力学性能。
有关GZLSi7MgTi合金的资料目前较少,其反应机理与ZL101A合金相似且复杂些,有钛的化合物相。在A-lS-iMg系合金基础上,降低杂质铁的含量,添加少量钛,采取合适的熔炼、铸造和热处理工艺,可得到具有良好铸造工艺性能的高强度铸造铝合金[1]。
3 合金组织形成机理
ZL102合金是含10%~13%Si的二元合金;在A-lSi二元合金中添加镁,成为A-lS-iMg系合金,即
ZL101A合金;在ZL101A合金基础上,再加入钛元素,即为GZLSi7MgTi合金。
ZL102合金组织结晶过程:由于ZL102合金的含硅量在A-lSi二元相图共晶点成分左右,在基体
为初生 (Al)相上首先结晶出少量的初生硅相,一般为粗大块状,然后有L (Al)+Si二元共晶反应,形成大量的 (Al)+Si共晶组织,常为针状和片状。当含铁量较高时,发生三元共晶反应L (Al)+Si+ (Al9Fe2Si2),则可产生初生的 (Al9Fe2Si2)相和 (Al)+ (Al9Fe2Si2)二元共晶,铸态下有时还有 (Al12Fe3Si)相。大量的共晶体硅相呈粗大针状和片状,对合金的力学性能,尤其是塑性有不利的影响。采用金属钠、钠盐或其它元素进行变质处理,可使共晶体中的硅相变细,能改善合金的力学性能和切削加工性能。
ZL101A合金结晶过程:首先是 (Al)结晶,然后有L (Al)+Si二元共晶反应,直到完全凝固为止。但在不平衡结晶时,镁不能完全进入 (Al)中,所以液相中的含镁量不断增高,产生L (Al)+Si+Mg2Si三元共晶反应。而实际铸造组织是处于 (Al)+Si+Mg2Si三相区中。若含铁量过高,将出现由包共晶反应L+ (Al9Fe2Si2) (Al)+Si
4 化学成分、力学性能及显微组织
表1所列为GB/T1173 1995标准中的ZL101A和ZL102及GZLSi7MgTi合金的化学成分
(质量分数)和力学性能。表2和表3为ZL101A试样的化学成分(质量分数)、力学性能和显微组织。
由表2和表3可知,对ZL101A而言,金属型铸造的显微组织为铸态组织,未发生组织转变,共晶体硅相较粗;未经变质处理的其共晶体硅相呈针状和片状分布,针状和片状的大量存在会对基体产生割裂作用,降低材料的强度和塑性。而经过T6处理后其共晶体硅相则明显聚集、球化,且冷速越快晶粒越细,使强度和伸长率均达到要求,如图2所示的4号样显微组织。
须要注意的是,合金在铸造过程中产生的铸造缺陷,如夹渣和气孔将严重影响其力学性能,如2号和5号试样。由于冷却速度慢造成的晶粒粗大,也是影响力学性能的因素。
表4和表5为GZLSi7MgTi合金的化学成分、力学性能和显微组织。由于GZLSi7MgTi是一种
表1 铸造铝合金的化学成分与力学性能
Tab.1 Chemicalcompositionsandmechanicalpropertiesforcastaluminiumalloys
合金牌号ZL101AZL102GZLSi7MgTi*
主要化学成分(%)
Si6.5~7.56.5~7.510.0~13.010.0~13.06.5~7.5
Mg
Ti
Al
0.25~0.450.08~0.20余量0.25~0.450.08~0.20余量
----余量余量余量
杂质含量Fe(%)S
261290143153->330
力学性能
b/MPa 5(%)
>4>3>4>2>6
HB>80>90>50
状态J,T5加TiJ,T6加TiJ,Z,B
>50J,未R,未B>95
R,加Ti
0.25~0.550.10~1.9
注:S 砂型铸造,J 金属型铸造,Z 铸态,R 热处理,B 变质处理,下表同;*为非标准。
表2 ZL101A试棒的力学性能及宏观断口
Tab.2 Analysisresultsofthemechanicalproperties
forZL101Atestsample
样号12345
b/MPa-265.8*301316266.6*
5(%)-0.7*7.055.61.23*
宏观断口银灰色、晶粒细银灰色、夹渣严重银灰色、晶粒较细银灰色、晶粒细银灰色、晶粒细
处理状态J,ZJ,T6J,未BJ,T6,BJ,T6,B
注:*为数据未达到规定要求。
图2 4号试样显微组织 100
0.5%HF水溶液侵蚀
Fig.2 MetallographicmicrostructureofNo.4testspecimen
Etchedwith0.5%hydrofluoricacidaqueoussolution
表3 ZL101A试棒的组织分析结果
Tab.3 Analysisresultsofthemicrostructure
forZL101Atestspecimen
试样号12345
显微组织
白色 (Al)基体+呈点状、针片状较粗共晶体硅相
白色 (Al)固溶体+聚集变粗的共晶体硅相 白色 (Al)固溶体,灰色针状、片状共晶体硅相分布较均匀,呈树枝状排列
白色 (Al)基体上,共晶体硅相聚集、球化,且较5号试样细、分布均匀(见图2)
白色 (Al)基体上,硅相聚集、球化,有显微疏松
表5 GZLSi7MgTi试棒组织分析结果
Tab.5 Analysisresultsofthemicrostructurefor
GZLSi7MgTitestsample
试样号67
金相组织
白色 (Al)基体上分布着共晶体硅相,强化相Mg2Si细小并沿晶界析出
白色 (Al)基体上分布共晶体硅相,强化相Mg2Si沿晶界析出,强化相粗(见图3)
理使淬火以后形成的过饱和固溶体分解,析出极为细小的沉淀产物,这种时效沉淀产物在一般光学显微镜下观察不到,只有在放大倍率更高的电子显微
镜下才能看到[1]。因此GZLSi7MgTi的淬火、时效过程是比较复杂的。由表4和表5结果可知,经热处理后,原来细小片状的共晶体硅相在淬火加热时聚集和球化,变成圆形或椭圆形的颗粒沿晶界析出,其中冷速越快,析出相越细。7号试样的显微组织见图3。这次试验由于成分及热处理工艺未掌握十分好,加上熔炼时未用精炼剂C2Cl6,效果不是十分理想,但组织得到了明显改善,为正常热处理组织。如果再完善热处理工艺,如适当提高淬火加热温度,
新研制高强度铸造铝合金,其热处理是参照ZL101A合金的工艺。该合金在淬火加热过程中,固溶强化相溶入铝固溶体中,在淬火快速冷却时,固溶体来不及析出,得到过饱和固溶体,由此提高合金的强度、硬度和塑性。
一些在淬火加热时溶解度不大的相,如Mg2Si相、共晶体硅相在高温作用下会球化、聚集和长大。淬火加热温度越高,保温时间越长,这种变化越明显。而Al3Ti, (Al12Fe3Si)和 (Al9Fe2Si2)等相不溶于固溶体,淬火前后的形状无明显变化。
时效处
表4 GZLSi7MgTi试棒的化学成分(质量分数)和力学性能分析结果
Tab.4 AnalysisresultsofthechemicalcompositionsandmechanicalpropertiesforGZLSi7MgTitestsample
试样号
Si
67
7.827.30
化学成分(%)Mg0.3090.322
Ti0.1260.114
Fe0.170.19
b/MPa263.5*274.5*
力学性能 5(%)4.8*6.6
HB85.3*85.8*
银灰色、晶粒粗银灰色、晶细
金属型铸造,在535 保温8~10h后淬水,再于150~160 保温8~10h后空冷
宏观断口
处理状态
注:*为数据未达到规定的要求。
延长保温时间,将化学成分严格控制在规定范围内,用精炼剂去除合金液中的气体和非金属夹杂物,使铸件中的气体性缺陷和非金属夹杂物减少,从而提高铸件的致密性,这样此类高强度铸造铝合金铸件可获得相应的高强度和良好塑性。
从表6和表7可看出,砂型铸造的ZL102合金的初生硅相呈粗大块状,共晶体硅相也呈粗长针状和片状,并且存在局部偏析。砂型铸造还存在严重的气孔、夹渣、杂质等铸造缺陷,对力学性能产生严重影响,如产品样9号,其孔洞周围的显微组织见图4。改用金属型铸造方法后,由于冷却速度较快,初生硅及共晶体的硅相得到细化,改善了组织,提高了合金的强度和塑性。由于ZL102不要求热处理,只需变质处理,因此省去了热处理工序,提高了工效,节约了能源。图5为采用金属型铸造方法得到了显微组织,若经变质处理,将会获得更好的显微组织和力学性能。从表6和表7还可看出,冷却速度过慢
,
会使组织中的初生或共晶体硅相粗大,表现在宏观断口上晶粒粗大,
导致抗拉强度和伸长率下降。
图4 产品样9号显微组织 100
0.5%HF水溶液侵蚀
Fig.4 MetallographicmicrostructureofNo.9
productspecimen
Etchedwith0.5%hydrofluoricacidaqueoussolution
5 结论
试验结果表明,通过变质处理和热处理可改善合金的组织并细化晶粒,有效地提高铸造铝合金强度和塑性的匹配;金属型铸造优于砂型铸造,能有效地改善组织,提高其力学性能;而添加合金元素钛等可起到强化基体、优化组织,从而提高铸造铝合金的力学性能,这是研制高强度铸造铝合金的基础和发展方向。同时应严格控制以下工艺规程:
图3 7号试样显微组织 250
0.5%HF水溶液侵蚀
Fig.3 MetallographicmicrostructureofNo.7testspecimen
Etchedwith0.5%hydrofluoricacidaqueoussolution
(1)严格控制铝液主要化学成分,杂质元素含量不可超标。
(2)在铸造和熔炼浇注过程中应严格防止夹杂、疏松、气孔和偏析等铸造缺陷的产生,并提高冷
表6 ZL102试样的化学成分(质量分数,%)和力学性能分析结果
Tab.6 AnalysisresultsofthechemicalcompositionsandmechanicalpropertiesforZL102productsample
试样号产品8产品[1**********]
Si11.46-12.3612.0712.0711.7012.91
Fe0.61--0.1860.1920.280.26
b/MPa--151116*152.3139.2*167.6
5(%)--4.71.4*3.13.5*5.1
HB--49.6----宏观断口亮白色、晶粒粗大银灰色、晶粒粗大,夹渣、气孔
银白亮色银灰色、晶粒很粗银灰色、晶粒很细银灰色、晶粒粗,边缘有杂质银灰色、晶粒细,边缘有杂质
处理状态S,未B,未R
SJ,未RJ,ZJ,未R,未BJ,未R,未BJ,未R,未B
注:*为数据未达到规定要求。
表7 ZL102试样显微组织分析结果
Tab.7 AnalysisresultsofthemetallographicmicrostructureforZL102sample
试样号产品8产品[1**********]
金相组织
白色 (Al)基体+灰色粗大块状初生硅+灰色粗长针、片状共晶体硅相
白色块状初生硅相+细小点状共晶体硅相+较多白色骨骼状 (Al12Fe3Si)相;另有较多夹渣、气孔,孔洞大小为平均直径0.05~20mm不等,孔洞周围组织异常,有龟状裂纹;基体组织部分为铸态组织白色 (Al)基体+灰色粗大块状初生硅相+浅灰色的针状共晶体硅相白色 (Al)基体+灰色块状初生硅相+灰色针、片状共晶体硅相
白色 (Al)基体+灰色块状初生硅相+灰色针、片状共晶体硅相;组织较细(见图5)白色 (Al)基体+灰色粗大块状初生硅相+灰色针状和片状共晶体硅相
树枝状白色 (Al)基体上分布着灰色粗大块状初生硅相+
灰色细短针片状结晶的细化硅相
却速度,防止晶粒粗大。
(3)根据需要对合金进行热处理,严格按热处理工艺规程进行,防止产生固溶强化相溶解不完全和过烧及淬火裂纹等现象。
(4)根据需要对合金液进行变质处理时应防止变质不足或变质过度。
(5)加入合金元素如钛等,要注意强度和塑性的配合。
图5 试样12号显微组织 250
0.5%HF水溶液侵蚀
Fig.5 MetallographicmicrostructureofNo.12
testspecimen
Etchedwith0.5%hydrofluoricacidaqueoussolution
参考文献:
[1] 龚磊清,等著.铸造铝合金金相图谱[M].湖南:中南工
业大学出版社,1987.4,19-20,150-152.
[2] 董吉谔著.电力金具手册[M].北京:中国电力出版社,
2001.483-486.
(上接第551页)
距离处的硬度有时相差很大(每个测试值为5~10个点的平均值),有时相差100HK值以上,这主要是由于显微硬度压痕有时打在大块的富氧 相上,此时将呈现高硬度;有时压痕与条状 相相平行或打在大块的富氧 相之间,此时将呈现较低的硬度。从硬度关系曲线来看,曲线较为平滑,没有明显的硬度变化点,说明富氧 相层与正常基体组织没有明显的界限。
(2)魏氏体组织的钛合金富氧 相优先于原始 晶界形成,晶界富氧 相层的深度一般为晶内富氧 相的两倍以上。
(3)富氧 相层的硬度高于正常基体组织,富氧 相层与正常基体组织没有明显界限。(4)真空度在10Pa以上时,富氧 相层可以得到很好的控制,表面和心部硬度几乎相等。参考文献:
-4
4 结论
[1] 张宝昌,何明,王世洪.有色金属热处理[M].北京:国
(1)BT3-1钛合金和TC6钛合金在热处理过程中均易形成富氧 相,富氧 相层的形貌为粗大的等轴 或条状 相+ 转(初生 + 余)相组成。
防工业出版社,1981.
[2] 胡德林.金属学原理[M].西安:西北工业大学出版社,
1984.
第39卷第11期2003年11月
理化检验-物理分册
PTCA(PARTA:PHYSICALTESTING)Vol.39 No.11
Nov.2003
试验研究
铸造铝合金组织对力学性能的影响
韩 茵
(成都电力金具总厂,成都610023)
陈诗键
(成都电子科技大学,成都610054)
摘 要:
探讨了用于制造电力金具的ZL101A,ZL102和GZLSi7MgTi三种类型的铸造铝合金
的不同的组织形成机理,并对这三种铸造铝合金的工艺、化学成分、显微组织和力学性能进行了试验、分析和对比,为生产高强度铸造铝合金提供了可供参考的处理工艺。
关键词:铸造铝合金;电力金具;力学性能;金相组织
中图分类号:TG146.2;TG142.1 文献标识码:A 文章编号:1001-4012(2003)11-0555-05
THEEFFECTSOFCASTALUMINIUMALLOY SMICROSTRUCTURE
ONMECHANICALPROPERTIES
HANYin
(ChengduElectricPowerFittingsGroup,Chengdu610023,China)
CHENSh-ijian
(SchoolofMechanicElectronicsEng.UESTC,Chengdu610054,China)
Abstract:DiscussingthereactionmechanismofthreetypesofZL101A、ZL102、GZLSi7MgTiofcastaluminium
alloys;testing,analysisingandcomparingwiththemintheirtechnique,thechemicalcomposition,themicrostructureandthemechnicalproperties,supplyreferencetreatmenttechniqueforproducinghighstrengthcastaluminiumalloys.
Keywords:Castaluminiumalloys;Electricpowerfittings;Mechanicalproperties;Metallographicmicrostructure
1 引言
电力金具是应用于220~750kV甚至以上的高压架空输变电线路及配电装置上的重要金属构件。由于电力运行要求的特殊性,对电力金具的强度及电气性能均有较高要求。生产电力金具的材料有普通优质结构钢、铸造铝合金、可锻铸铁、铜铝合金等,其中铸造铝合金具有良好的力学性能、耐腐蚀性及电气性能的综合优点,且强度高、重量轻、磁损小,导电性能优良,无需热镀锌。笔者对生产中常用的以A-lSi系为基体的ZL101A,ZL102及新材料GZL-Si7MgTi铸造铝合金进行了工艺试验,并对其
收稿日期:2002-05-08
作者简介:韩茵(1965-),女,高级工程师。
化学成分和显微组织对力学性能的影响进行了探讨,以期找到最佳处理工艺,提高用铸造铝合金制成的电力金具产品的质量。
2 试验方法
试验用试样为生产厂试浇的铝合金试棒和产品
两种。将ZL101A,ZL102和GZLSi7MgTi合金试棒或产品分别在铸态、变质处理和热处理状态下进行处理。取3组14个试样,先进行化学成分和力学性能测定,然后在离试棒断口约20mm或试棒两端夹持部位截取金相试样(见图1);产品的金相试样在有代表性或有缺陷部位截取,并分别取横、纵截面取样。在XJG-05型大型卧式光学显微镜上进行显微组织观察。
+Al8FeMg3Si6或共晶反应L (Al)+Si+Mg2Si+Al8FeMg3Si6形成出现的 (Al12Fe3Si)相、 (Al9Fe2Si2)相及四元相Al8FeMg3Si6。当形成此种
图1 试棒取样示意图
Fig.1 Theschematicdrawingofspecimen
共晶体时,合金的熔点降低到544 。当温度下降时,Mg2Si的固溶度明显降低,因此可通过淬火和时效处理提高合金的力学性能。
有关GZLSi7MgTi合金的资料目前较少,其反应机理与ZL101A合金相似且复杂些,有钛的化合物相。在A-lS-iMg系合金基础上,降低杂质铁的含量,添加少量钛,采取合适的熔炼、铸造和热处理工艺,可得到具有良好铸造工艺性能的高强度铸造铝合金[1]。
3 合金组织形成机理
ZL102合金是含10%~13%Si的二元合金;在A-lSi二元合金中添加镁,成为A-lS-iMg系合金,即
ZL101A合金;在ZL101A合金基础上,再加入钛元素,即为GZLSi7MgTi合金。
ZL102合金组织结晶过程:由于ZL102合金的含硅量在A-lSi二元相图共晶点成分左右,在基体
为初生 (Al)相上首先结晶出少量的初生硅相,一般为粗大块状,然后有L (Al)+Si二元共晶反应,形成大量的 (Al)+Si共晶组织,常为针状和片状。当含铁量较高时,发生三元共晶反应L (Al)+Si+ (Al9Fe2Si2),则可产生初生的 (Al9Fe2Si2)相和 (Al)+ (Al9Fe2Si2)二元共晶,铸态下有时还有 (Al12Fe3Si)相。大量的共晶体硅相呈粗大针状和片状,对合金的力学性能,尤其是塑性有不利的影响。采用金属钠、钠盐或其它元素进行变质处理,可使共晶体中的硅相变细,能改善合金的力学性能和切削加工性能。
ZL101A合金结晶过程:首先是 (Al)结晶,然后有L (Al)+Si二元共晶反应,直到完全凝固为止。但在不平衡结晶时,镁不能完全进入 (Al)中,所以液相中的含镁量不断增高,产生L (Al)+Si+Mg2Si三元共晶反应。而实际铸造组织是处于 (Al)+Si+Mg2Si三相区中。若含铁量过高,将出现由包共晶反应L+ (Al9Fe2Si2) (Al)+Si
4 化学成分、力学性能及显微组织
表1所列为GB/T1173 1995标准中的ZL101A和ZL102及GZLSi7MgTi合金的化学成分
(质量分数)和力学性能。表2和表3为ZL101A试样的化学成分(质量分数)、力学性能和显微组织。
由表2和表3可知,对ZL101A而言,金属型铸造的显微组织为铸态组织,未发生组织转变,共晶体硅相较粗;未经变质处理的其共晶体硅相呈针状和片状分布,针状和片状的大量存在会对基体产生割裂作用,降低材料的强度和塑性。而经过T6处理后其共晶体硅相则明显聚集、球化,且冷速越快晶粒越细,使强度和伸长率均达到要求,如图2所示的4号样显微组织。
须要注意的是,合金在铸造过程中产生的铸造缺陷,如夹渣和气孔将严重影响其力学性能,如2号和5号试样。由于冷却速度慢造成的晶粒粗大,也是影响力学性能的因素。
表4和表5为GZLSi7MgTi合金的化学成分、力学性能和显微组织。由于GZLSi7MgTi是一种
表1 铸造铝合金的化学成分与力学性能
Tab.1 Chemicalcompositionsandmechanicalpropertiesforcastaluminiumalloys
合金牌号ZL101AZL102GZLSi7MgTi*
主要化学成分(%)
Si6.5~7.56.5~7.510.0~13.010.0~13.06.5~7.5
Mg
Ti
Al
0.25~0.450.08~0.20余量0.25~0.450.08~0.20余量
----余量余量余量
杂质含量Fe(%)S
261290143153->330
力学性能
b/MPa 5(%)
>4>3>4>2>6
HB>80>90>50
状态J,T5加TiJ,T6加TiJ,Z,B
>50J,未R,未B>95
R,加Ti
0.25~0.550.10~1.9
注:S 砂型铸造,J 金属型铸造,Z 铸态,R 热处理,B 变质处理,下表同;*为非标准。
表2 ZL101A试棒的力学性能及宏观断口
Tab.2 Analysisresultsofthemechanicalproperties
forZL101Atestsample
样号12345
b/MPa-265.8*301316266.6*
5(%)-0.7*7.055.61.23*
宏观断口银灰色、晶粒细银灰色、夹渣严重银灰色、晶粒较细银灰色、晶粒细银灰色、晶粒细
处理状态J,ZJ,T6J,未BJ,T6,BJ,T6,B
注:*为数据未达到规定要求。
图2 4号试样显微组织 100
0.5%HF水溶液侵蚀
Fig.2 MetallographicmicrostructureofNo.4testspecimen
Etchedwith0.5%hydrofluoricacidaqueoussolution
表3 ZL101A试棒的组织分析结果
Tab.3 Analysisresultsofthemicrostructure
forZL101Atestspecimen
试样号12345
显微组织
白色 (Al)基体+呈点状、针片状较粗共晶体硅相
白色 (Al)固溶体+聚集变粗的共晶体硅相 白色 (Al)固溶体,灰色针状、片状共晶体硅相分布较均匀,呈树枝状排列
白色 (Al)基体上,共晶体硅相聚集、球化,且较5号试样细、分布均匀(见图2)
白色 (Al)基体上,硅相聚集、球化,有显微疏松
表5 GZLSi7MgTi试棒组织分析结果
Tab.5 Analysisresultsofthemicrostructurefor
GZLSi7MgTitestsample
试样号67
金相组织
白色 (Al)基体上分布着共晶体硅相,强化相Mg2Si细小并沿晶界析出
白色 (Al)基体上分布共晶体硅相,强化相Mg2Si沿晶界析出,强化相粗(见图3)
理使淬火以后形成的过饱和固溶体分解,析出极为细小的沉淀产物,这种时效沉淀产物在一般光学显微镜下观察不到,只有在放大倍率更高的电子显微
镜下才能看到[1]。因此GZLSi7MgTi的淬火、时效过程是比较复杂的。由表4和表5结果可知,经热处理后,原来细小片状的共晶体硅相在淬火加热时聚集和球化,变成圆形或椭圆形的颗粒沿晶界析出,其中冷速越快,析出相越细。7号试样的显微组织见图3。这次试验由于成分及热处理工艺未掌握十分好,加上熔炼时未用精炼剂C2Cl6,效果不是十分理想,但组织得到了明显改善,为正常热处理组织。如果再完善热处理工艺,如适当提高淬火加热温度,
新研制高强度铸造铝合金,其热处理是参照ZL101A合金的工艺。该合金在淬火加热过程中,固溶强化相溶入铝固溶体中,在淬火快速冷却时,固溶体来不及析出,得到过饱和固溶体,由此提高合金的强度、硬度和塑性。
一些在淬火加热时溶解度不大的相,如Mg2Si相、共晶体硅相在高温作用下会球化、聚集和长大。淬火加热温度越高,保温时间越长,这种变化越明显。而Al3Ti, (Al12Fe3Si)和 (Al9Fe2Si2)等相不溶于固溶体,淬火前后的形状无明显变化。
时效处
表4 GZLSi7MgTi试棒的化学成分(质量分数)和力学性能分析结果
Tab.4 AnalysisresultsofthechemicalcompositionsandmechanicalpropertiesforGZLSi7MgTitestsample
试样号
Si
67
7.827.30
化学成分(%)Mg0.3090.322
Ti0.1260.114
Fe0.170.19
b/MPa263.5*274.5*
力学性能 5(%)4.8*6.6
HB85.3*85.8*
银灰色、晶粒粗银灰色、晶细
金属型铸造,在535 保温8~10h后淬水,再于150~160 保温8~10h后空冷
宏观断口
处理状态
注:*为数据未达到规定的要求。
延长保温时间,将化学成分严格控制在规定范围内,用精炼剂去除合金液中的气体和非金属夹杂物,使铸件中的气体性缺陷和非金属夹杂物减少,从而提高铸件的致密性,这样此类高强度铸造铝合金铸件可获得相应的高强度和良好塑性。
从表6和表7可看出,砂型铸造的ZL102合金的初生硅相呈粗大块状,共晶体硅相也呈粗长针状和片状,并且存在局部偏析。砂型铸造还存在严重的气孔、夹渣、杂质等铸造缺陷,对力学性能产生严重影响,如产品样9号,其孔洞周围的显微组织见图4。改用金属型铸造方法后,由于冷却速度较快,初生硅及共晶体的硅相得到细化,改善了组织,提高了合金的强度和塑性。由于ZL102不要求热处理,只需变质处理,因此省去了热处理工序,提高了工效,节约了能源。图5为采用金属型铸造方法得到了显微组织,若经变质处理,将会获得更好的显微组织和力学性能。从表6和表7还可看出,冷却速度过慢
,
会使组织中的初生或共晶体硅相粗大,表现在宏观断口上晶粒粗大,
导致抗拉强度和伸长率下降。
图4 产品样9号显微组织 100
0.5%HF水溶液侵蚀
Fig.4 MetallographicmicrostructureofNo.9
productspecimen
Etchedwith0.5%hydrofluoricacidaqueoussolution
5 结论
试验结果表明,通过变质处理和热处理可改善合金的组织并细化晶粒,有效地提高铸造铝合金强度和塑性的匹配;金属型铸造优于砂型铸造,能有效地改善组织,提高其力学性能;而添加合金元素钛等可起到强化基体、优化组织,从而提高铸造铝合金的力学性能,这是研制高强度铸造铝合金的基础和发展方向。同时应严格控制以下工艺规程:
图3 7号试样显微组织 250
0.5%HF水溶液侵蚀
Fig.3 MetallographicmicrostructureofNo.7testspecimen
Etchedwith0.5%hydrofluoricacidaqueoussolution
(1)严格控制铝液主要化学成分,杂质元素含量不可超标。
(2)在铸造和熔炼浇注过程中应严格防止夹杂、疏松、气孔和偏析等铸造缺陷的产生,并提高冷
表6 ZL102试样的化学成分(质量分数,%)和力学性能分析结果
Tab.6 AnalysisresultsofthechemicalcompositionsandmechanicalpropertiesforZL102productsample
试样号产品8产品[1**********]
Si11.46-12.3612.0712.0711.7012.91
Fe0.61--0.1860.1920.280.26
b/MPa--151116*152.3139.2*167.6
5(%)--4.71.4*3.13.5*5.1
HB--49.6----宏观断口亮白色、晶粒粗大银灰色、晶粒粗大,夹渣、气孔
银白亮色银灰色、晶粒很粗银灰色、晶粒很细银灰色、晶粒粗,边缘有杂质银灰色、晶粒细,边缘有杂质
处理状态S,未B,未R
SJ,未RJ,ZJ,未R,未BJ,未R,未BJ,未R,未B
注:*为数据未达到规定要求。
表7 ZL102试样显微组织分析结果
Tab.7 AnalysisresultsofthemetallographicmicrostructureforZL102sample
试样号产品8产品[1**********]
金相组织
白色 (Al)基体+灰色粗大块状初生硅+灰色粗长针、片状共晶体硅相
白色块状初生硅相+细小点状共晶体硅相+较多白色骨骼状 (Al12Fe3Si)相;另有较多夹渣、气孔,孔洞大小为平均直径0.05~20mm不等,孔洞周围组织异常,有龟状裂纹;基体组织部分为铸态组织白色 (Al)基体+灰色粗大块状初生硅相+浅灰色的针状共晶体硅相白色 (Al)基体+灰色块状初生硅相+灰色针、片状共晶体硅相
白色 (Al)基体+灰色块状初生硅相+灰色针、片状共晶体硅相;组织较细(见图5)白色 (Al)基体+灰色粗大块状初生硅相+灰色针状和片状共晶体硅相
树枝状白色 (Al)基体上分布着灰色粗大块状初生硅相+
灰色细短针片状结晶的细化硅相
却速度,防止晶粒粗大。
(3)根据需要对合金进行热处理,严格按热处理工艺规程进行,防止产生固溶强化相溶解不完全和过烧及淬火裂纹等现象。
(4)根据需要对合金液进行变质处理时应防止变质不足或变质过度。
(5)加入合金元素如钛等,要注意强度和塑性的配合。
图5 试样12号显微组织 250
0.5%HF水溶液侵蚀
Fig.5 MetallographicmicrostructureofNo.12
testspecimen
Etchedwith0.5%hydrofluoricacidaqueoussolution
参考文献:
[1] 龚磊清,等著.铸造铝合金金相图谱[M].湖南:中南工
业大学出版社,1987.4,19-20,150-152.
[2] 董吉谔著.电力金具手册[M].北京:中国电力出版社,
2001.483-486.
(上接第551页)
距离处的硬度有时相差很大(每个测试值为5~10个点的平均值),有时相差100HK值以上,这主要是由于显微硬度压痕有时打在大块的富氧 相上,此时将呈现高硬度;有时压痕与条状 相相平行或打在大块的富氧 相之间,此时将呈现较低的硬度。从硬度关系曲线来看,曲线较为平滑,没有明显的硬度变化点,说明富氧 相层与正常基体组织没有明显的界限。
(2)魏氏体组织的钛合金富氧 相优先于原始 晶界形成,晶界富氧 相层的深度一般为晶内富氧 相的两倍以上。
(3)富氧 相层的硬度高于正常基体组织,富氧 相层与正常基体组织没有明显界限。(4)真空度在10Pa以上时,富氧 相层可以得到很好的控制,表面和心部硬度几乎相等。参考文献:
-4
4 结论
[1] 张宝昌,何明,王世洪.有色金属热处理[M].北京:国
(1)BT3-1钛合金和TC6钛合金在热处理过程中均易形成富氧 相,富氧 相层的形貌为粗大的等轴 或条状 相+ 转(初生 + 余)相组成。
防工业出版社,1981.
[2] 胡德林.金属学原理[M].西安:西北工业大学出版社,
1984.